ZrC/奥氏体相界面形变诱导相变动力学

研究热模拟单向压缩条件下含ZrC粒子的低碳锰(铌)钢在形变诱导相变过程中的铁素体转变动力学关系。研究结果表明:添加ZrC粒子使试验用钢奥氏体晶界的形核率明显增加,影响形变诱导铁素体的形态、分布及晶粒细化效果;高温变形时由于形变诱导的作用,铁素体转变量随应变的增大不断增加,而铁素体晶粒的细化主要是由于动态再结晶的作用,试验用钢在形变诱导相变的变形温度TAe3～TAr3之间的低温区进行变形(TAe3为形变诱导相变的开始温度,TAr3为形变诱导相变的终止温度),可以加速铁素体形核;同时,一定粒径和体积分数(0.6%)的ZrC粒子作为形变和再结晶核心,不仅阻碍位错的运动,而且造成位错密度增大,因而提高α-Fe形核率。在温度为900℃、应变速率为1s-1的条件下,试验用钢获得超细组织对应的ZrC粒子临界体积分数为0.6%。     

X70HD管线钢形变诱导铁素体相变关键参数

采用热膨胀法对X70HD(抗大变形)管线钢在特定条件下铁素体的静态相变点以及动态相变点进行测定。以测得的相变点为依据,制定两阶段累积变形量高达80%的热模拟实验。通过固定第一阶段变形参数,变化第二阶段变形过程中的变形温度以及应变速率,随后马上淬火,分析第二阶段变形温度与应变速率这2个因素对形变诱导铁素体生成量以及铁素体晶粒粒径的影响。研究结果表明:所获得的形变诱导铁素体为等轴铁素体,并且该等轴铁素体晶粒细小;第二阶段变形在奥氏体低温区时,应变速率越低越有利于形变诱导铁素体的生成;在奥氏体非再结晶区的较高温度范围内,应变速率越高越有利于形变诱导铁素体的生成。     

不同形变速率条件下低碳钢过冷奥氏体形变过程铁素体超细化

研究了低碳钢过冷奥氏体在760℃,形变速率为1 s-1和10 s-1变形时组织演变规律.结果表明,形变速率为1 s-1时真应力-应变曲线双峰特征为形变强化相变和铁素体动态再结晶的表征,相变形核集中在铁素体/奥氏体相界前沿奥氏体高畸变区,晶粒长大在时间和空间上受到限制,细化能力较高;形变速率提高到10 s-1时,相变动力学提前,曲线只表现为形变强化相变的单峰特征,相变形核除了在上述铁素体/奥氏体相界前沿奥氏体高畸变区,还分布到奥氏体晶内各处,晶粒间约束有所减小,尺寸稍大.通过形变强化相变和铁素体动态再结晶可以获得平均晶粒尺寸为(1.98士1.07)μm和(2.33士1.01)μm(10 s-1)左右的微细铁素体晶粒.     

超细第二相粒子强化低碳微合金钢铁材料的研究

采用Gleeble-1500热模拟试验机进行单向压缩热模拟试验,研究了试验钢在形变诱导铁素体相变过程中ZrC粒子对铁素体晶粒细化的促进作用,结果表明：粒径小于1.0μm的ZrC粒子作为形变和再结晶核心可以加速铁素体形核,从而细化铁素体晶粒,为提高α-Fe形核率,试验钢获得超细组织的ZrC粒子临界体积分数是0.6%,当ZrC粒子的加入量为0.5%、轧制变形量为0.6时,轧后水冷可获得3~4μm的超细晶粒组织,抗拉强度约提高70%,材料综合性能显著提高.     

不同预变形对Q235低碳钢等温相变影响的模拟

材料加工过程中的预变形,会对材料内部的微观组织变化产生影响,研究这种影响能更好地了解变形后的组织结构,并为改善材料性能提供可靠依据。以Q235低碳钢为研究对象,建立了等温奥氏体-铁素体相变的二维元胞自动机模型,并结合铁素体形核、铁素体长大和铁素体粗化的数学模型,模拟出了不同应变量对等温奥氏体-铁素体相变的影响。模拟结果显示,相变过程中的不同预变形会对材料内部组织产生一定影响:随着应变量的增加,铁素体的形核率增加,铁素体的转变分数增加,铁素体晶粒的数量增加;同时,不断增加的应变量,又促使铁素体的平均晶粒尺寸减小,从而进一步促进微观组织的细化;另外,不同的预变形促使相变过程中碳浓度场的扩散距离更短,导致碳浓度场软接触更易发生,微观组织呈带状分布。     

Q345钢低温形变微纳米级铁素体制备实验研究

为了充分激发钢材自主控制晶粒的潜力,以Q345为研究对象,采用Gleeble-3500热模拟试验机进行低温大塑性平面变形实验,研究了低温大变形下制备微纳米级晶粒的工艺条件.实验中变形温度为500～700℃,应变速率为0.01～1 s-1,并借助数值模拟技术确定出了单道次平面压缩实验最大可产生4.0以上的塑性应变.根据实验金相分析结果,得出了Q345钢低温大变形下铁素体晶粒细化以动态再结晶为主和晶粒尺寸与Z因子的关系,且获得的铁素体晶粒尺寸小于1μrn.实验结果表明,Q345钢低温大塑性形变制备微纳米级铁素体组织是可行的.     

细化母相奥氏体组织的研究

在Gleeble 1500热模拟机上以SS400钢为研究对象,采用冷加工+α→γ逆相变等实验工艺,研究了此变形工艺对奥氏体再结晶行为的影响以及细化母相奥氏体晶粒的方法.结果表明,由于低温大变形及快速升温同时有铁素体基体的回复、再结晶或奥氏体相变这三个相互竞争的过程发生,可得到晶粒尺寸为10-12 μm的奥氏体晶粒.     

控制冷却对C-Mn钢力学性能的影响

采用MMS-300热力模拟实验机研究了某C-Mn钢铁素体动态相变前冷却速度对相变前奥氏体晶粒尺寸、室温铁素体晶粒尺寸的影响规律,同时在实验轧机上对实验钢的传统工艺、低温控轧工艺、非低温控轧工艺+前段快冷工艺进行了试轧.结果表明:①随着相变前冷却速度的增加,奥氏体晶粒尺寸呈逐渐减小趋势;②随着相变前冷却速度的增加,室温铁素体晶粒尺寸呈细化趋势;③非低温控轧工艺+前段快冷工艺取得了与低温控轧工艺相当的力学性能,且具有相对较低的屈强比.     

微合金化对超细晶中厚板显微组织的影响

在Gleeble 1500热模拟机上,通过820~790℃温度范围内的多道次热压缩变形模拟了中厚板的精轧工艺,考察了不同铌、钒(氮)含量的低碳钢的组织演变过程、微合金元素的碳氮化物的析出行为和对形变诱导铁素体相变(DIFT)的影响.结果表明:变形过程中有部分奥氏体转变为铁素体,依变形的温度不同在变形间隔时间内有逆相变或亚动态相变发生;变形后快速冷却得到平均晶粒直径低于5μm的超细晶组织.单独添加钒对DIFT具有抑制作用,可以细化显微组织;钒-氮复合添加促进DIFT,但使组织粗化;添加铌基本不会抑制DIFT,能显著细化显微组织.变形后冷速越小,钢种间差距越明显.微合金化元素的作用与其在变形过程中...     

ZrC粒子对低碳钢晶粒细化及力学性能的影响

在低碳低合金钢熔炼过程中加入平均粒径为0.5 μm,体积分数为0.8%的ZrC粒子,研究了不同轧制变形量条件下的晶粒细化行为及力学性能.轧制变形过程中在ZrC粒子周围形成高位错密度和高晶格畸变区,成为形变核心和再结晶核心,促进了高温奥氏体非自发再结晶细化奥氏体晶粒;由于奥氏体晶粒尺寸细化,奥氏体晶界面积增大,随后进行的铁素体相变的铁素体形核位置增多,从而大大细化了铁素体晶粒尺寸;轧制变形量与ZrC粒子体积分数存在一定的最佳配合才能对晶粒细化有作用.本实验中轧制变形量为62%,ZrC粒子体积分数0.8%以及轧后水冷条件下,铁素体晶粒尺寸细化到9.8 μm,屈服强度和抗拉强度明显提高,分别达到386.4 MPa和522.1 MPa;同时冲击吸收功(AKV=118.5 J)不降低且延伸率(δ5=34.5%)有所提高,说明添加ZrC粒子可促进晶粒细化.     

低碳钢过冷奥氏体形变过程组织演变机制

低碳钢过冷奥氏体形变过程将发生形变强化相变及铁素体的动态再结晶,导致晶粒超细化.与未形变的过冷奥氏体等温转变相比,形变极大地促进了奥氏体向铁素体的转变,使铁素体形核率急剧升高,铁素体晶粒尺寸显著降低.形变强化相变是一以形核为主的过程.在形变后期,当形变强化相变铁素体转变基本完成后,将发生铁素体的动态回复和动态再结晶.比较不同应变速率对组织演变影响的结果表明,应变速率较低条件下,易形成铁素体与第2组织层状分布的条带特征;应变速率较高时,组织的条带特征不显著.     

形变量和冷却速度对低碳微合金管线钢晶粒细化的影响

以管线钢X52为研究对象,在Gleeble1500热模拟机上,主要进行了在奥氏体未再结晶区不同形变量和冷却速度对X52的相变行为及显微组织影响的研究·通过光学显微镜、扫描电镜分析技术可以发现,随形变量和冷却速度的增加,晶粒明显变细·实验结果表明,在奥氏体未再结晶区轧制可以大大地增加铁素体的形核位置,使晶粒细化;同时冷却速度的增大,使铁素体的形核驱动力加大,形核率增加,也使晶粒明显细化·另外,与低碳钢不同的是,在铁素体晶粒边界和铁素体晶粒内部可以观察到有第二相的析出,在奥氏体未再结晶区轧制时,第二相的析出可以抑制再结晶,并且,析出物的存在不仅阻碍位错的运...     

Q235碳素钢超细铁素体在奥氏体内的形核

利用扫描电镜观察了Q235碳素钢形变强化相变过程中超细铁素体在奥氏体内部的形核;使用背散射电子衍射(EBSD)技术分析了析出的铁素体取向.结果表明,随内、外界条件不同,奥氏体内有两类典型的铁素体形核地点:形变带及奥氏体晶界附近的形变不均匀区.原始奥氏体晶粒尺寸的增加,形变温度的降低有利于铁素体的形变带形核.在的超细铁素体最佳形成温度区间,靠近形变可使铁素体及第2组织均匀分布.形变带形核造成带状分布的铁素体及第2相,不仅形貌上出现方向性,铁素体取向也出现择优.     

含钒0.2C-0.5Si-0.08P-Mn TRIP钢连续冷却过程中的相变行为

通过热模拟实验研究了含钒0.19%的0.2C-0.5Si-0.08P-Mn TRIP钢连续冷却过程中的相变行为.实验结果表明:奥氏体未再结晶区进行50%的大变形,使随后连续冷却过程中的铁素体开始相变温度Ar3提高42～58℃;相同冷却速度下,尤其是当冷速小于20℃/s时,变形促进铁素体的形成,而使贝氏体形核率降低;钒的氮化物和碳化物在铁素体晶粒和晶界处弥散析出,无论变形或未变形条件下,冷速0.5℃/s时,析出粒子尺寸在2～5nm范围内,只有极少量尺寸约为～20nm的较大析出粒子.     

低碳钢形变诱导铁素体相变技术

叙述了获得超细晶粒铁素体的形变诱导相变技术的定义和基本特征,从形变诱导铁素体相变实验证实、相变原理、产物性能、影响因素和相变机制等方面系统地评述了变形诱导铁素体相变以及该技术在低碳钢板材轧制工艺中的应用前景.     

碳、锰含量对低碳(锰)钢过冷奥氏体形变过程中铁素体形核率的影响

研究了碳、锰含量对低碳(锰)钢形变强化铁素体晶粒数目变化的影响.结果表明,形变使低碳(锰)钢过冷奥氏体内部形核位置增加,铁素体形核率显著提高,晶粒大大细化.碳、锰含量提高有利于钢中过冷奥氏体累积变形的增加,形变强化相变晶粒细化能力增强,而碳的促进作用尤为显著.     

奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界分布的影响

使用电子背散射衍射技术研究了低C高Mn高Nb成分设计下,非再结晶奥氏体变形及加速冷却速率对低碳贝氏体组织取向差特征和大角晶界分布的影响.结果表明,与原奥氏体晶粒内部的相变组织相比,原奥氏体晶界附近具有更高的大角晶界密度,非再结晶区奥氏体变形及快速冷却都有利于提高共格相变的驱动力、弱化变体选择以及有效增加大角晶界密度.此外,非再结晶区的大变形除了可充分压扁奥氏体晶粒和增加单位面积的奥氏体晶界密度外,还导致奥氏体晶界上细小的非共格转变铁素体晶粒生成,且这些铁素体晶粒与相邻组织表现出大取向差.     

不同应变速率热变形双相不锈钢的取向特征

在MMS-200热模拟实验机上,对S32750超级双相不锈钢在1 000℃,应变速率为0.01～10 s-1的条件下进行了高温压缩实验,利用电子背散射衍射(EBSD)技术对其晶体取向和晶界特征进行了分析.研究结果表明:在低应变速率时,铁素体晶粒出现〈111〉∥压缩轴织构;在高应变速率时,〈001〉织构又明显增加.铁素体晶粒随着应变速率的增加变得细小,而小角度晶界数量增加;在应变速率为10 s-1时,形变后奥氏体晶粒得到了〈110〉织构.应变速率的增加使奥氏体晶粒变大,小角度晶界数量增加.奥氏体相在小应变速率条件下变形可以获得更多的Σ3孪晶界.     

低碳钢形变诱导相变组织在冷却过程中的晶粒长大

通过热模拟实验考察了低碳钢在略高于Ar3温度变形时发生形变诱导铁素体相变(DIFT)的组织演变规律;探讨了变形后连续冷却以及在不同温度下保温对DIFT组织的影响·结果表明,DIFT组织含量随变形量的增大而增多,但在较大的变形量下仍然有部分奥氏体没有发生DIFT;在随后的冷却过程中,未转变奥氏体通过静态相变形成粗大的铁素体,与形变诱导铁素体组织一起形成混晶组织·DIFT铁素体晶粒在形变后冷却过程中发生长大现象·实验测定和理论计算结果都表明,在连续冷却条件下,形变诱导组织存在晶粒长大终止温度,当温度低于该温度时DIFT晶粒停止长大;在不同温度等温时,也存在DIFT晶粒稳定的温度上限,在低于该温度保...     

In situ observation of austenite grain growth behavior in the simulated coarse-grained heat-affected zone of Ti-microalloyed steels

The austenite grain growth behavior in a simulated coarse-grained heat-affected zone during thermal cycling was investigated via in situ observation. Austenite grains nucleated at ferrite grain boundaries and then grew in different directions through movement of grain boundaries into the ferrite phase. Subsequently, the adjacent austenite grains impinged against each other during the α→γ transformation. After the α→γ transformation, austenite grains coarsened via the coalescence of small grains and via boundary migration between grains. The growth process of austenite grains was a continuous process during heating, isothermal holding, and cooling in simulated thermal cycling. Abundant finely dispersed nanoscale TiN particles in a steel specimen containing 0.012wt% Ti effectively retarded the grain boundary migration, which resulted in refined austenite grains. When the Ti concentration in the steel was increased, the number of TiN particles decreased and their size coarsened. The big particles were not effective in pinning the austenite grain boundary movement and resulted in coarse austenite grains.